CN103097556B - 用于生产热轧钢产品的方法及热轧钢 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及用于由钢生产热轧钢的方法，按重量百分比计其组成为C0.075-0.12%、Si0.1-0.8%、Mn0.8-1.7%、Al0.015-0.08%、P小于0.012%、S小于0.005%、Cr0.2-1.3%、Mo0.15-0.80%、Ti0.01-0.05%、B0.0005-0.003%、V0.02-0.10%、Nb小于0.3%、Ni小于1%、Cu小于0.5%，剩余部分为铁和不可避免的杂质。本发明具体地涉及对其进行回火退火的直接淬火的马氏体片状钢，即回火钢以及它们的生产。根据本发明的热轧钢在直接淬火处理之后具有优异的回火耐受性，其中通过回火，进一步使得高强度（Rp0.2≥890MPa）同时地与良好的冲击韧性（CharpyV（-20℃）≥37J/cm2）和折边性以及良好的焊接性结合。

Description

用于生产热轧钢产品的方法及热轧钢
技术领域
本发明具体地涉及对其进行回火退火(temperannealing)的直接淬火的(directquenched)马氏体片状钢(martensiticsheet-likesteel)，即回火钢以及它们的生产。
背景技术
从EP1860205A1中知道了具有拉伸强度大于980MPa的马氏体热轧钢，这种钢能够容易被机械切割。按重量百分比计这种钢的组成为：0.03％-0.10％的碳C、0.2％-2.0％的硅Si、0.5％-2.5％的锰Mn、0.02％-0.10％的铝Al、0.20％-1.5％的铬Cr、0.1-0.5％的钼Mo，并且可以向其中进一步加入0.0005％-0.005％的硼B、0.1％-2.0％的镍Ni、和0.0005％-0.0050％的钙Ca。这种钢是在低于400℃的温度下(例如，在250℃-300℃的温度下)通过直接淬火生产的。没有对这种钢进行回火退火(temperannealing)。该公开的目的是在没有沉淀硬化合金元素(如钛Ti、铌Nb、钒V)的情况下，以及通过降低碳C含量并增加钼MO含量来实现机械性能。根据该教导，钼MO的作用在0.5％Mo的上限终止，此后使其合金化无意义地提高成本。另外，该公开教导可以加入0.1％-2.0％的镍。
这种已知钢组分和方法的缺点是其至给出的钢不适宜在应用场所用作结构钢(建筑钢，structuralsteel)，因为它的伸长率和冲击韧性不是特别好。在所讨论的钢中，难以改进伸长率和冲击韧性，因为它不是特别回火耐受的。此外，一个缺点是它不是非常适合在使用期间必须长时期处于450-600℃的温度范围内的钢产品，由于较高的回火脆性(uppertemperbrittleness)这是一个危险温度范围。在不同的使用状态下，钢可以经受这种温度范围，如在热处理中，或在其中钢结构被再次加热(通过加热修正形状)的情况下，或其中在所述温度范围内发生缓慢冷却的退火的罩式炉退火期间。当经受较高的回火脆性时，钢在室温下变脆，从而没有什么用处。除了其他情况以外，回火脆性引起在晶界处形成原子分离(atomicsegregation)，这使得结构减弱。
此外，通常已知的是传统的回火钢，其碳含量较高(如C水平为0.12％-0.18％)和/或在这些回火钢中用比根据本发明的热轧钢中更多的镍Ni、铜Cu或铌Nb合金化。对于回火钢，特别是直接淬火的回火钢而言，难以在同一钢中以良好水平同时实现所有重要的性质(如屈服强度、伸长率、冲击韧性、折边性(flangeability)和回火耐受性)。
发明内容
本发明的目的是消除与已知技术相关的缺点以及实现高强度的热轧钢，在直接淬火工艺之后所述高强度的热轧钢具有很高的回火耐受性，其中通过回火，进一步使更高的强度(Rp0.2≥890MPa)同时与良好的冲击韧性(CharpyV(-20℃)≥37J/cm2)和折边性以及良好的焊接性结合。
本发明的另一个目的是提供涉及回火处理的尽可能简单的热轧钢的生产方法，即根据本发明的热轧钢对于回火必须尽可能的坚固(robust)，或容易回火，其中优选进行回火处理。例如，对于回火温度和用于回火的时间而言，钢并不是关键性的，而且它对于较高回火脆性的趋势较低。
本发明的目的是用于生产一种热轧钢的方法，其特征在于，它被安排为钢板，按重量百分比计其组成如下
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，在所述方法中将具有所述组成的钢板
加热(1)至1200-1350℃的奥氏体化温度，以及
热轧(2、3)至所需厚度，使得在最终道次所述钢板的轧制温度为760-960℃，以及
在所述最终道次之后使用一步冷却以30-150℃/s的冷却速率冷却至最多300℃的温度来进行直接淬火(4)，所述直接淬火是在所述最终热轧道次之后最迟15s进行的，以及其中所述热轧钢产品是带钢，在直接淬火(4)之后，将所述带钢卷曲(5)，并且随后
在200-700℃的温度下回火退火(6)最多24小时，以及其中在所述直接淬火(4)之前使所述热轧钢板的奥氏体扁平化，使得所述钢的显微结构的晶粒的平均扁平率大于2，其中所述带钢的厚度为2-12mm
其中晶粒的扁平率是由显微结构所限定的平均晶粒高度H/宽度W的数值比。
本发明的目的也是如下的热轧钢：
一种热轧钢，按重量百分比计其组成为
剩余部分为铁和不可避免的杂质，其特征在于，所述热轧钢是具有回火马氏体显微结构的热轧带钢，并且所述钢的屈服强度为至少890MPa，并且如在-20℃的温度下相对于轧制方向纵向测定的CharpyV冲击韧性为至少37J/cm2，并且所述钢的显微结构的晶粒平均扁平率大于2，其中所述带钢的厚度为2-12mm
其中晶粒的扁平率是由显微结构所限定的平均晶粒高度H/宽度W的数值比。
为了实现本发明的目的，根据本发明的方法其特征在于，它被安排为钢板，按重量百分比计其组成为
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，在该方法中将钢板
加热至1200-1350℃的奥氏体化温度，并热轧至所需厚度，使得在最终道次(lastpass)所述钢板的轧辊温度为760-960℃，
在所述最终道次之后使用一步法以30-150℃/s的冷却速率冷却至最高为300℃的温度来进行直接淬火，所述直接淬火是在所述最终热轧辊道次之后最迟15s进行的，以及
在200-700℃的温度下回火退火最多24小时。
根据本发明方法的优选实施方式在实施方式2-18中给出。
根据实施方式2，将所述钢在450-599℃的温度下回火退火(6)。
根据实施方式3，将所述钢在200-449℃的温度下回火退火(6)。
根据实施方式4，将所述钢在600-650℃的温度下回火退火(6)。
根据实施方式5，将所述钢以最多120℃/s的速度直接淬火(4)。
根据实施方式6，将所述钢直接淬火(4)至最高130℃的最终温度。
根据实施方式7，所述热轧钢产品是带钢，在直接淬火(4)之后，将所述带钢卷曲(5)，并且随后回火退火(6)。
根据实施方式8，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其V含量是0.04-0.10％，并且按重量百分比计Nb含量是0.005％。
根据实施方式9，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其V含量是0.04-0.10％，并且按重量百分比计Nb含量是0.008-0.03％。
根据实施方式10，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其V含量是0.02-0.03％，并且按重量百分比计Nb含量是0.008-0.03％。
根据实施方式11，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Mo含量是0.30-0.80％。
根据实施方式12，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Ni含量小于0.1％，更优选小于0.05％。
根据实施方式13，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Cu含量小于0.05％。
根据实施方式14，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其C含量是0.08-0.11％，更优选0.09-0.11％。
根据实施方式15，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Si含量是0.1-0.4％，更优选0.1-0.3％。
根据实施方式16，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Mn含量是0.8-1.4％，更优选1.0-1.2％。
根据实施方式17，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Cr含量是0.5-1.3％，更优选0.8-1.2％。
根据实施方式18，按重量百分比计所述钢的B含量是0.0008-0.002％。
根据本发明方法的结果是，热轧钢的微观结构优选回火马氏体，即在钢中由于直接淬火，形成基本上马氏体的微观结构，此后，使钢经受回火退火，其中最终结果是其冲击韧性和强度具有期望水平的热轧钢产品。
根据本发明方法的最大优点是回火退火，它显著改善了钢产品的冲击韧性和伸长率，易于在根据本发明的热轧钢上实施。钢的强度和冲击韧性特性对于回火温度和时间的改变以及对于回火之后薄板的冷却速率都不敏感。使用直接淬火还实现了钢的良好的折边性，与传统熔炉淬火钢(furnace-quenchedsteel)相比，对于直接淬火的回火钢而言这通常更难以实现。
为了实现本发明的目的，具体地，根据本发明的热轧钢组分的特征在于碳C含量和锰Mn含量较低，在给出的范围内，并且另外地，在钢中总是用给出含量的硼B、钒V和钛Ti合金化，以便可以实现本发明的目的。使铌Nb合金化不是绝对必要的，并且如果使铌Nb合金化，那么它的含量是有限的。另外地，镍Ni含量和铜Cu含量可以非常低，甚至是杂质水平。合金元素的显著性和作用将在本说明书的具体实施方式部分进一步描述。
热轧钢的性质在实施方式19中给出。热轧钢的优选实施方式在实施方式20-36中给出。
本发明实施方式19涉及一种热轧钢，按重量百分比计其组成为
剩余部分为铁和不可避免的杂质。
根据实施方式20，所述热轧钢是直接淬火的回火钢。
根据实施方式21，所述钢的显微结构的晶粒平均扁平率大于2，即H/W>2。
根据实施方式22，所述钢的显微结构的晶粒平均扁平率大于4，即H/W>4。
根据实施方式23，所述热轧钢的显微结构是回火马氏体，所述钢的屈服强度至少为890MPa，在-40℃的温度下测定的CharpyV冲击韧性至少为37J/cm2。
根据实施方式24，所述热轧钢是带钢。
根据实施方式25，描述对于纵向冲击试验棒，在-40℃的温度下定义的所述钢的冲击韧性的TBI指数是至少120。
根据实施方式26，描述对于纵向冲击试验棒，在-40℃的温度下定义的所述钢的冲击韧性的UTBI指数是至少100。
根据实施方式27，按重量百分比计所述钢的V含量是0.04-0.10％，并且按重量百分比计Nb含量小于0.005％。
根据实施方式28，按重量百分比计所述钢的V含量是0.04-0.10％，并且按重量百分比计Nb含量是0.008-0.03％。
根据实施方式29，按重量百分比计所述钢的V含量是0.02-0.03％，并且按重量百分比计Nb含量是0.008-0.03％。
根据实施方式30，按重量百分比计所述钢的Mo含量是0.30-0.80％。
根据实施方式31，按重量百分比计所述钢的Ni含量小于0.1％，更优选小于0.05％。
根据实施方式32，按重量百分比计所述钢的Cu含量小于0.05％。
根据实施方式33，按重量百分比计所述钢的C含量是0.08-0.11％，更优选0.09-0.11％。
根据实施方式34，按重量百分比计所述钢的Si含量是0.1-0.4％，更优选0.1-0.3％。
根据实施方式35，按重量百分比计所述钢的Mn含量是0.8-1.4％，更优选1.0-1.2％。
根据实施方式36，按重量百分比计所述钢的Cr含量是0.5-1.3％，更优选0.8-1.2％。
除了高强度以外，根据本发明的热轧钢的最大优点是，使用根据本发明的方法，可以同时产生良好水平的热轧钢的冲击韧性和折边性。另外地，根据本发明的热轧钢具有特别的回火耐受性，例如，由于它的组成使高强度马氏体钢能够在罩式炉中回火，另外地，同时有效地限制较高回火脆性的有害作用。实际上，钢的冲击韧性特性是优异的(如由焊缝的HAZ(热影响区，heataffectedzone)面积测定的)，这对于建筑钢的应用而言是特别重要的。这种钢也十分适合特别地用于起重机的焊接吊杆结构。另外地，由于良好的焊接性和折边性，该钢具有优异的使用性。
在本发明中，出乎意料地发现，使用所述组分获得了钢，在直接淬火之后，所述钢甚至在典型地用于回火钢的较高回火脆性的温度区(450℃-600℃)中进行回火退火，尽管如此在结构钢中实现了本发明的目的。
附图说明
现在将通过实施例，还参照附图更加详细地描述本发明，其中
图1以时间-温度曲线方式示出了根据本发明方法的优选实施方式的主要步骤，其中本方法过程步骤的参考号是：1＝炉加热，2＝预轧制，3＝带材轧制，4＝直接淬火，5＝卷曲，6＝回火退火，
图2示出了焊接试验的设置，其示出了熔合线FL的测量点，
图3示出处于回火马氏体状态的根据本发明的热轧钢的显微结构，以及
图4以时间-温度曲线方式示出了根据本发明方法的另一个优选实施方式的主要步骤，其中本方法过程步骤的参考号是：1＝炉加热，2＝预轧制，3＝带材轧制，4＝直接淬火，5＝卷曲，6＝回火退火。
图5.高碳含量对基底材料(钢C)的冲击韧性影响的实例。
图6.较高的Si含量对基底材料(钢F)的冲击韧性影响的实例
图7.较高的Mn含量对于基底材料(钢G)的冲击韧性影响的实例。
图8.较高的镍含量对于基底材料(钢B)的冲击韧性无作用的实例。
图9.根据本发明的热轧钢对冲击韧性影响的实例，在横向和纵向两者上都是优异的(表1的钢K)。
图10.TBI和冲击韧性之间的关系。图11.不同试验钢的TBI值，为相对于轧制方向纵向测量的测定温度的函数。
图12.不同试验钢的TBI值，为相对于轧制方向横向测量的测定温度的函数。
具体实施方式
按重量百分比计根据本发明的热轧钢的组成是：
剩余部分为铁Fe和不可避免的杂质。
在下文中更加详细地描述了根据本发明的热轧钢组分，通过实施例，通过每个组分和最重要的生产参数获得的性能。另外，给出了优选实施方式以及它们的优点。含量是重量百分比。
表2试验的生产参数和机械性能，板厚度t约6mm。
*＝最后的轧制道次期间钢的温度：1＝低于900℃，2＝高于900℃。
**＝热处理温度：1≤500℃<2≤550℃<3≤600℃，4>600℃
***＝传统炉子中退火，保温时间1小时。
根据标准ISO10025-6的测试说明书定义机械性能。
表中的所有钢是通过根据本发明的方法生产的，即，通过直接淬火至低温(其中卷曲温度已经低于300℃)，并通过随后的回火处理(例如，在罩式类型的炉子中进行该回火处理)。使用6mm厚的试验材料按照CharpyV型缺口冲击试验(CharpyVtest)进行冲击韧性试验。
表3钢折边(Steelflanging)结果
*折边的方向；纵向＝相对于轧制方向的边缘纵向，横向＝相对于轧制方向的边缘横向
**R＝弯曲半径，t＝薄板厚度
***W＝在其中制造折边的开口的宽度(mm)
折边(翻边，flanging)是通过已知方法如高低机床(upper-lowertool)之间的V型弯曲进行的。使用无折边(freeflanging)作为折边的方式。
C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15钢的碳当量有些高，但是尽管如此，使用低碳含量可以实现良好的焊接性(如在下文中观察到的)。
在本发明中，发现对于普通的含碳相对较高的回火钢结合普通的或稍微高的Mn含量，冲击韧性值仍然较低，其中发现限制碳C和锰Mn含量的最大值是重要的。
当回火退火在低于600℃的温度发生或钢通过所讨论的温度范围回火之后慢慢地冷却下来时，限制碳和锰含量的最大值特别重要。
根据本发明的目的，对于基底材料和焊接HAZ面积两者产生高冲击韧性，特别地，这样使得，如在相对于轧制方向的纵向上，在-20℃的温度下测定的，基底材料的CharpyV型冲击韧性(CharpyVimpacttoughness)是至少37J/cm2。优选地，如在相对于轧制方向的横向上，在至少-20℃的温度下测定的，基底材料的冲击韧性是至少33J/cm2。最优选，如在-40℃的温度下测定的，也达到了所述冲击韧性的要求。
使用三个焊接HAZ(热影响区，heataffectedzone)面积，如CharpyV型缺口冲击试验(CharpyVtest)定义钢的冲击韧性，在下面的位置上形成缺口：
1.在熔合线上，其中由FL位置测定冲击韧性，其中，在薄板方向上以及薄板厚度的中间位置(mid-way)放置的区段(segment)切割焊接时形成的熔合线，图2。
2.在粗晶区的区域内(CGHAZ，粗晶HAZ(coarsegrainedHAZ))，其中由位于与朝向基底材料(basematerial)的熔合线FL的测定位置相距1mm的位置(FL+1)测定冲击韧性。
3.在局部奥氏体化区域的区域内(ICHAZ，临界HAZ)，其中由位于与朝向基底材料的熔合线FL的测定位置相距3mm的位置(FL+3)测定冲击韧性。
由于钢的碳含量较低(特别是在其中温度处于700-850℃最大值的局部奥氏体化区域(ICHAZ))，当焊接时这种钢保持了比典型的传统方式生产的高碳回火钢更好的冲击韧性。在这个区域(ICHAZ)中，奥氏体化仅在这里出现，其中奥氏体的成核是容易的(即，主要在其中)，其中碳含量较高。当冷却至马氏体和贝氏体时高含碳的奥氏体化部分发生变化。当冷却时，高含碳的局部奥氏体区域可以形成硬的MA岛(MAisland)，减弱该区域的冲击韧性，其中该开发的钢的较低的碳含量是有利的，因为在ICHAZ的区域内更少地形成硬的和更脆的显微结构。
根据本发明的热轧钢的组分实现特别好的冲击韧性(尤其是在从位置FL+3测定的局部奥氏体化区域(ICHAZ)的区域内)。从而根据本发明的热轧钢在没有昂贵的合金化镍的情况下也具有良好的焊接性，当与钒一起合金化获得钢时，其中，在HAZ区域的冲击韧性至少为典型的回火钢的水平或更好。
表4典型的用于焊接的CharpyV形冲击韧性值，t＝6mm。
弧能E1＝0.6kJ/mm
弧能E2＝0.8kJ/mm
表4显示了对于组分K(在表1中给出)具有不同热量输入的典型的冲击韧性值。当使用焊接方法时，在没有预热的情况下，在平焊位置进行MAG焊接，并且50°V型凹槽作为凹槽形状。使用两个不同的热量输入进行试验(Q1＝0.48kJ/mm(弧能E1＝0.6kJ/mm)以及Q2＝0.64kJ/mm(弧能E2＝0.8kJ/mm))，其中在800…500℃(T8/5)加热间隔内接头的计算的冷却时间是7s和13s。
与其中冲击韧性保持良好水平的典型回火钢相比较，按重量百分比计0.075-0.12％的碳含量是较低的。如果按重量百分比计钢的碳含量小于0.075％，那么难以得到坚固的并且冲击韧性足够的钢，因为在这种情况下，由于直接淬火不能形成足够的马氏体。如果按重量百分比计碳含量大于0.12％，那么冲击韧性降低太多，不能实现本发明的目的。
优选地，按重量百分比计钢的碳含量是0.08-0.11％，更优选0.09-0.11％，其中，在焊接中，HAZ区域也实现了与基底材料足够一致的强度，同时基底材料的冲击韧性是足够的。
总体而言，普遍已知的是较低的碳当量值以及碳含量比较高的值更有益于焊接性。然而在本发明中出乎意料地发现，与使用组分K相比较，使用组分I，在焊缝上横向地拉拔的拉伸试验更弱，其中组分K的碳当量(CEV)和碳含量大于组分I。作为这种情况的举例，包括在对比表5中。在HAZ区域内钢K也获得了优异的冲击韧性，因为在本发明优选的碳区域内它的碳含量为0.09-0.11％。
表5.两个实例钢的机械性能的实例
作为高碳含量对于基底材料的有害影响的实例是钢C，其组分显示在表1中，并且轧制和回火退火参数以及机械性能显示在表2中。从图5中，观察到当碳含量大于根据本发明的热轧钢的碳含量时，横向冲击韧性较差。
按重量百分比计硅含量是0.1-0.8％。优选，按重量百分比计硅含量是0.1-0.4％，更优选0.1-0.3％。然而，在本发明中，出乎意料地发现过高的硅含量(如按重量百分比计0.5％含量)对钢的冲击韧性可以具有有害的影响。这可以清楚地在图6的钢F中看到。
由于所述原因，按重量百分比计硅含量优选最多为0.4％。不建议硅含量小于0.1％，因为当钢包含一些硅时，钢的脱硫和包含物的形成控制是比较容易的。
另外，在不提高碳当量的情况下硅Si就能提高钢的强度，这是一个优点，特别是如果碳含量接近于根据本发明的热轧钢的碳含量的上限0.11-0.12％。
按重量百分比计锰含量是0.8-1.7％。优选，按重量百分比计锰含量是0.8-1.4％，更优选1.0-1.2％。为了保证良好的硬化度(hardenability)，按重量百分比计锰含量必须为至少0.8％，优选至少1％。另一方面，当按重量百分比计锰含量限制为最多1.4％，优选最多1.2％时，锰的不利分离较少。
作为实例，图7中显示较高的锰含量对于基底材料钢G的损害，其含量在表1中显示，而且轧制和回火退火参数以及机械性能在表2中显示。
为了获得高强度钢以及良好的硬化性，按重量百分比计铬含量是0.2-1.3％，更优选0.5-1.3％。
更优选，按重量百分比计铬含量是0.8-1.2％。为了在较低碳含量下获得足够均匀强度的焊接接头，优选存在至少0.8％的铬，另一方面，由于碳当量的过度升高(当碳含量接近本发明的碳含量上限0.11-0.12％时，这是特别有害的)，优选存在最多1.2％的铬。
按重量百分比计硼含量是0.0005-0.003％，因为为了保证钢的良好硬化性，与硼一起合金化是优选的方法。当含量高于0.003％时，硼的硬化性提高作用减弱，另外，太多的硼减弱钢的焊接性。优选，按重量百分比计0.0008-0.002％将硼合金化，从而保持焊接的良好的冲击韧性，以及保证足够的硬化性。
镍含量必须限制为按重量百分比计小于1％的含量，因为在一些情况下，镍甚至可以稍微降低回火钢的冲击韧性，或者镍的作用较小。另外，镍是昂贵的合金元素。优选镍的含量限制为按重量百分比计小于0.1％的含量，更优选小于0.05％，其中钢的合金化成本可保持尽可能低。从图8中观察到，在回火处理之后镍-合金钢B的组分具有适度的冲击韧性，特别地横向冲击韧性结果是适度的。持续最多24小时并且在低于500℃的温度下在罩式炉中进行回火处理。
按重量百分比计钼含量是0.15-0.80％。优选按重量百分比计钼含量是0.30-0.80％，因为，在根据本发明的钢中使用小于0.30％的钼含量，在不需要将大量其他合金元素，如碳C、硅Si、镍Ni或锰Mn合金化到钢中的情况下，不能获得适当的强度，在上文以及在下文中结合说明书中给出的TBI和UTBI指数，描述了其有害作用。
回火退火时钼沉淀，这降低了由回火处理所引起的强度下降，从而有助于实现高强度。另外，钼用于例如通过在450-600℃的临界温度范围的回火退火期间减缓例如磷P分离进入晶界，来防止钢较高的回火脆性。钼也有效地提高了钢的硬化性。
根据一个实施方式，为了保证回火耐受性，按重量百分比计0.50-0.70％将钼合金化。超过0.8％钼含量的含量增加碳当量值并过度地增加了合金元素成本，因为钼是昂贵的合金元素。另一方面，在Mo含量小于0.15％时，如在钢M中，表1中显示其组成并且表2中为测试结果，表明在500-600℃下已经持续相对较短的1小时回火退火时间的回火退火，强度仍然较低。为此，即为了获得适当的强度，按重量百分比计至少0.15％，优选至少0.30％，或者甚至至少0.50％的钼必须被合金化。
尽管铌合金用于多种传统生产良好折边性的回火钢，在本发明中，出乎意料地发现，如果钢含有大量铌Nb，在硬化或在回火状态中，都不能获得良好水平的直接淬火钢的折边性。作为这种情况的举例，是表3中的钢H。因此，在本发明中，出乎意料地发现，铌(特别是在较大含量下)可以严重地降低根据本发明的热轧钢的钢折边性。
因此使铌合金化并不是绝对必要的，但是，如果使铌合金化，它的含量限制为按重量百分比计小于0.3％的Nb含量，其中，在某些情况下，铌可以影响强度。优选铌含量限制为最多0.03％的Nb，因为在钢H的0.05％的铌含量下，观察到明显降低了折边性。更优选铌含量限制为小于0.005％，其中保证了钢最佳可能的折边性特性。
钒的含量必须为按重量百分比计0.02-0.1％。为了保证强度，使按重量百分比计至少0.02％的钒V合金化。随着钒含量的增加，可以减弱焊接性，为此，按重量百分比计钒含量最大值是最多0.1％。
根据优选实施方式，当没有使铌Nb合金化时，即当Nb小于0.005％时，钒的含量必须是按重量百分比计0.04-0.1％。从而，特别是在没有使铌合金化的情况下，使钒合金化，从而使折边性尽可能地好。在本发明中，当在相同强度和碳水平下比较钢时，出乎意料地发现虽然发现铌Nb具有降低折边性的作用，如从表2和表3中观察到的，使钒合金化没有损害本发明组合物的折边性。
根据本发明的一个实施方式，如下选择钒含量和铌含量：按重量百分比计V为0.04-0.10％，并且按重量百分比计Nb为0.008-0.03％，其中获得了冲击韧性和强度的良好组合，同时折边性仍然保持良好。
根据本发明的一个实施方式，如下选择钒含量和铌含量：按重量百分比计V为0.02-0.03％，并且按重量百分比计Nb为0.008-0.03％，其中首先，特别是通过严格限制钒含量，然而仍然通过适度地使铌合金化，获得了最高可能质量的HAZ区域强度和冲击韧性的组合。使铌合金化是有益的，特别是在基底材料中获得足够的强度和冲击韧性方面。
铜含量限制为按重量百分比计小于0.5％。使铜合金化不是绝对必要的，但是可以按需要使用少量铜以提高强度或改进钢的气候耐受性(weatherresistance)。如果使大于0.3％的铜Cu合金化，必须使至少0.33*Cu含量的镍合金化，以在热轧中使钢表面质量保持良好。
优选按重量百分比计铜含量小于0.05％，其中铜含量处于杂质水平，并且在没有使铜合金化的情况下，能够以较低廉的成本和资产(properties)获得适当的强度。
按重量百分比计铝含量是0.015-0.08％。铝Al用于使钢脱氧，即用于结合来自钢中的氧。优选铝含量是按重量百分比计0.02-0.06％。
钛含量是按重量百分比计0.01-0.05％，因为，需要钛来结合钢中的氮N从而使得硼B有效地作为硬化性改良剂起作用且不形成氮化硼。使用钛，因为与铝Al相比，钛与直接淬火钢一起更可靠地工作。优选存在按重量百分比计0.02-0.03％的钛，因为在较低含量下，如果由于某种原因氮仍然较高，不可能结合所有的氮。另一方面，较高含量增加较大尺寸的TiN的量，这会损害冲击韧性。Ti/N比优选是3-4。
按重量百分比计磷含量必须限制为P小于0.012％，因为磷降低冲击韧性。优选按重量百分比计磷含量限制为小于0.008％。
硫含量限制为按重量百分比计小于0.005％水平的杂质，以保证良好的冲击韧性和可成形性。
其次，作为实例(表1的钢K)，图9给出通过根据本发明的热轧钢的组成获得的对钢冲击韧性的优异影响，在横向和纵向两者上都是优异的。
热轧钢是指热轧成片状的钢，如热轧的厚板或热轧的带钢(stripsteel)。根据最优选的实施方式，热轧钢是热轧的带钢，因为在生产效率、成本、表面质量和测量公差方面它最容易实现优异性。带钢的厚度可以是2-10mm，然而，优选在4-8mm的范围内。
热轧钢尤其是指显微结构基本上为马氏体的直接淬火钢。最优选，在直接淬火之后，对热轧钢进行回火处理，其中它是所讨论的显微结构基本上为回火马氏体的直接淬火的回火钢。
在回火处理之前，钢的显微结构优选尽可能完全地(高于90％)由马氏体和自回火的马氏体组成。在任何情况下，显微结构的大部分必须与此类似，其中在一定程度上结构中可以出现贝氏体。在回火之前，铁素体(ferrite)和珠光体(perlite)的含量通常必须合计小于10％。
在直接淬火之前使热轧钢的奥氏体扁平化。晶粒的扁平率(flatteningratio)是由显微切片所限定的平均晶粒高度(H)/宽度(W)的数值比。晶粒是从该截面测量的，其截面表面在轧制方向上，在板厚度的方向上以及在薄板厚度约1/4的深度的观测位置处。
优选晶粒的扁平率必须大于2.0，这是当钢直接由在奥氏体区域中发生的热轧直接的进行直接淬火并且所述钢没有时间再结晶时形成的。在传统的炉回火钢中，该比率小于2.0。最优选，根据本发明的热轧钢晶粒结构的平均扁平率大于4.0。
图3显示了通过根据本发明的方法生产的钢产品的显微结构图，其中显示晶粒的高度(H)和宽度(W)。因此，该图显示处于直接淬火和回火状态的(即，如回火马氏体的)根据本发明的热轧钢的优选实施方式，其中显微结构的扁平化仍然可识别。在该实例中，晶粒结构的扁平率W1/H1为约16，W2/H2为约28。晶粒结构的扁平化受到所使用的轧制温度的显著影响，在根据本发明的方法中，在最后轧制道次的轧制温度在760-960℃的范围内。
根据本发明的热轧钢的屈服强度是890-1200MPa，最优选960-1100MPa。这是在热轧的轧制之后通过立即直接淬火而获得的，其后进行回火处理。可以立即地或之后进行回火处理。断裂伸长率(A5)是至少8％，最优选大于10％。
典型地在结构钢中屈服比(yieldratio)稍高，并且根据本发明的热轧钢的屈服比(屈服强度/断裂强度)大于0.85。
根据本发明的方法特征在于，它被安排为钢板，按重量百分比计其组成为
剩余部分为铁Fe和不可避免的杂质，在该方法中将钢板
加热至1200-1350℃的奥氏体化温度，(标号1)，
热轧至所需厚度，以便在最终道次(lastpass)所述钢板的轧制温度为760-960℃，(标号2、3)，
在所述最终道次之后使用一步法以30-150℃的冷却速率冷却至最高为300℃的温度来进行直接淬火，所述直接淬火是在所述最终热轧道次之后最迟15s进行的，(标号4、5)，以及
在200-700℃的温度下回火退火最多24小时(标号6)。
根据本发明方法的优选实施方式在实施方式2-18中给出。
图1显示根据本发明用于生产热轧钢产品的方法的步骤。当原始材料是钢板时，按重量百分比计其组成为
剩余部分为铁和不可避免的杂质。
在该方法的步骤1中，将钢板加热至1200-1350℃的奥氏体化温度。钢板的厚度是例如210mm，并且将它加热至1280℃的奥氏体化温度，其中将其保持直至其具有适当均匀的温度，并且合金元素充分溶解在基质(matrix)中(在实践中持续几个小时)。自然地，钢板的厚度可以与给出的那些不同，而且奥氏体化温度可以不同地选择，但是建议它在1200-1350℃的范围内。如果奥氏体化温度低于所述下限，那么存在不是所有微量合金化元素都能溶解到奥氏体中的危险，即，使奥氏体不均匀，并且，在沉淀中，退火强度可以仍然较低。另一方面，较高的温度将导致特别大的奥氏体的晶粒尺寸，并增加钢板表面的氧化。退火时间最适当地可以在2-4小时的范围内变化，但是，取决于所选择的炉技术和钢板的厚度，退火时间也可以显著地更长或更短。
在第二步骤中，在加热之后进行热轧2，其包括预轧制步骤2和随后的带轧制(striprolling)步骤3。最终道次的热轧温度是760-960℃。热轧的最终道次的最终温度优选是800-900℃。热轧的最终温度是至少800℃(为了保持合适的轧制力)以及最多900℃，其中例如保证优异的表面质量。
在热轧之后，将钢直接淬火，即以加快的速率冷却。优选地，直接淬火4的速度最多为120℃/s，因为在这种情况下，针对给予钢特别优异的机械性能(包括良好的冲击韧性)与良好的折边性结合的钢得到这种显微结构。例如，可以用水进行淬火。
优选直接淬火4的最终温度最多是130℃，因为在这种情况下，在淬火之后，获得平坦的带，其边缘也是平滑的且平坦的。
优选地，带钢的直接淬火4直接在卷曲温度下进行，并且将其卷曲5。
热轧钢产品优选是带钢，在直接淬火4之后，将其卷曲，随后进行回火退火6。
优选地，在450-599℃的温度范围内对钢进行回火退火处理6，其中可以形成在合金元素的总量和成本两个方面都是价廉的根据本发明的低碳钢的组合物。
可替换地，钢的回火处理6可以在200-449℃或600-650℃的温度范围内进行。
因此，在直接淬火之后，可以对从卷材(coil)上切下的薄板条(stripsheet)或从卷材上连续解旋的薄板进行根据本发明的方法的回火退火处理6。另一方面，在直接淬火之后，对于整个卷材(wholecoil)也可以可替换地进行回火退火处理，例如在其中温度缓慢升高和降低的罩式炉中。对于卷材回火特异性的中点和表面之间的温度变化不是问题，因为根据本发明的热轧钢在回火方面特别坚固(robust)。在这一点上坚固是指对于钢而言，无论钢如何回火，在卷材的每个部分都实现了均匀的机械性能。由于坚固性(robustness)，在不需要特别精确地调节回火温度和时间的回火炉技术的情况下，对于从卷材上切下的不同厚度的轧制薄板和薄板条也可以很好地实施该方法。进而，这能够使用价廉且简单的炉技术，并且降低材料报废的危险。
根据本发明方法的一个实施方式，将对其进行直接淬火4的热轧钢切削成薄板，此后将薄板校直，并且仅在末端进行回火处理。因此完成对校直薄板的回火退火处理6，在其校直时可形成有害的应力。最终结果是具有特别均匀质量并且厚度为2-12mm的特别平滑的钢板，其中伸长率和冲击韧性比其他实施方式稍微好些。
如果钢没有较高回火脆性的倾向，与使用较高的退火温度相比，使用较低的退火温度可以更容易地获得高强度，可以节省合金化成本或者甚至可以使应用简单和低廉，但是在罩式炉退火的生产能力方面是高效的，其中缓慢地进行冷却和加热。
使用不同的回火时间(0.5-24h)和温度(200-650℃)，通过在不同类型的炉(罩式炉和普通炉)中的退火测试钢来检验回火时钢脆性(或韧性)的可能发展。
基于试验，针对在生产规模(全规模试验，fullscaletest)上制造的直接淬火的带钢定义描述冲击韧性(或回火脆性)的TBI(回火脆性指数，temperbrittlenessindex)和UTBI(较高的回火脆性指数，uppertemperbrittlenessindex)的指数。
TBI描述在CharpyV型缺口试验中测定的冲击能量值，这时针对较高的回火脆性，在非临界区域中将钢退火，即高于或低于450-599℃的温度范围(在温度T低于450℃或T高于599℃下)。UTBI描述在CharpyV型缺口试验中测定的冲击能量值，这时针对较高的回火脆性，在临界区域内将钢退火，T＝450-599℃。
TBI是根据以下公式，基于钢的拉伸强度，由相对于轧制方向的冲击试验棒的方向，冲击试验的测量温度和合金元素的组成来定义的：
TBI(回火脆性指数)＝190-0.121Rm(MPa)-0.516方向(°)+0.944测试温度(℃)-87.3Si-39.1Mn+3335Nb+2054V-16.0Ni-21618Nb*V,
其中
*Rm是样品的拉伸强度(MPa)
*方向是相对于轧制方向冲击韧性的测量方向：
方向＝0，如果测量方向是纵向的(相对于轧制方向纵向地冲击测试样品)
方向＝90，如果测量方向是横向的(相对于轧制方向横向地冲击测试样品)
*测试温度是CharpyV型缺口试验的试验温度(℃)
UTBI是根据以下公式，基于钢的拉伸强度，由相对于轧制方向的冲击试验棒的方向，冲击试验的测量温度和合金元素的组成定义的：
UTBI(较高的回火脆性指数)＝458-0.427方向(°)-0.254Rm(MPa)+1.06试验温度(℃)-37.9Si-77.1Mn+1749Nb+691V-27261Nb*V
其中
*Rm是样品的拉伸强度(MPa)
*方向是相对于轧制方向冲击韧性的测量方向：
方向＝0，如果测量方向是纵向的(相对于轧制方向纵向地冲击测试样品)
方向＝90，如果测量方向是横向的(相对于轧制方向横向地冲击测试样品)
*测试温度是CharpyV型缺口试验的试验温度(℃)
即使钢在450-599℃的温度范围内退火或缓慢地冷却，较高的UTBI，钢较好地抵抗较高的回火脆性保持良好的冲击韧性。
TBI和UTBI两者的值都取决于温度，使得随着试验温度上升，指数值也上升。
根据描述在回火处理(在温度T低于450℃或T高于599℃下)之后可达到的冲击韧性的TBI，对于回火钢有害的合金元素是Si、Mn和Ni，但是出乎意料地Nb和V的作用是相反的。因此，为了实现本发明的目的，根据本发明的热轧钢的组成将这些合金元素的部分限制于以前给出的限值内。
根据本发明，优选地，如在-40℃的温度下定义的，描述冲击韧性的TBI指数对于纵向冲击试验棒为至少120。
根据本发明，优选地，如在-40℃的温度下定义的，描述冲击韧性的UTBI指数对于纵向冲击试验棒为至少100。
UTBI的行为不同于TBI，主要是因为因子的乘数是不同的，但是合金元素在相同方向上起作用，因此根据本发明有可能优化钢使得UTBI和TBI指数两者的值都较高，其中，根据本发明，可以用这种组成来生产钢，在广泛的回火温度范围内以及在较高的回火脆性范围内它保留其冲击韧性。这种情况的实例示于表6中。
可以在下面图10中看到试验结果的TBI和冲击韧性之间的关系。
以下图11和图12显示了不同试验钢的TBI值，为冲击韧性测定温度，相对于轧制方向纵向地(图11)和横向地(图12)测定的冲击韧性的函数。最上面的四个实例(表1的钢I、钢L、钢F和钢H)是根据本发明的钢。更上面的两个实例(表1的钢I和钢L)是根据本发明优选实施方式的钢。
从图11和图12中可以清楚地观察到，根据本发明的钢的组成(表1的钢I、钢L、钢F和钢H)，尤其是根据本发明的优选实施方式的钢的组成(表1的钢I和钢L)如何获得了比比较钢(表1的钢B、钢C)显著地更好的冲击韧性特性(如在纵向和横向两个方向上测量的)。
表6的普通炉子种类(普通型)描述一种方式，其中在炉中每次一个薄板，以常规方式将钢回火，其中薄板缓慢地冷却。炉子种类(罩式)是指其中将钢退火为卷材的炉子，其中温度缓慢地下降，特别地，该钢卷材的芯部缓慢地冷却。
作为与回火相关的根据本发明的热轧钢的坚固性的实例，是实例钢K和钢L(参见表1)，它们在组成方面，在根据本发明的钢的组成区域方面，彼此特别接近，并获得特别好的机械值(无论使用普通炉或罩式炉种类的回火炉来进行回火)。另外，该组成实现均匀的机械性能和良好的冲击韧性(无论在多高的温度下进行回火处理)，其中在表6中是实例钢L与实例钢K相比较。
另外，从表6中可以观察到，不属于本发明的钢B和钢C在罩式炉中的回火处理中变成显著的脆性。
然后从表6中观察到，可以通过高度变化的方法成功地对根据本发明的热轧钢回火。能够以出乎意料的自由度选择回火温度和炉子种类，并且尽管如此最终结果是出人意料的好。从而，该钢特别容易生产，即在生产方面是强劲的，这有助于以多种方式进行生产。
表6.使用罩式炉和普通的炉种类的回火处理的影响
*＝在恒温下的保温时间(不包含加热和冷却)
上面通过实例和优选实施方式说明了本发明。可以在所附权利要求的范围内以多种方式实施本发明的细节。

Claims (41)

1.一种用于生产热轧钢产品的方法，其特征在于，它被安排为钢板，按重量百分比计其组成如下
剩余部分为Fe和不可避免的杂质，在所述方法中将具有所述组成的钢板
加热(1)至1200-1350℃的奥氏体化温度，以及
热轧(2、3)至所需厚度，使得在最终道次所述钢板的轧制温度为760-960℃，以及
在所述最终道次之后使用一步冷却以30-150℃/s的冷却速率冷却至最多300℃的温度来进行直接淬火(4)，所述直接淬火是在所述最终热轧道次之后最迟15s进行的，以及其中所述热轧钢产品是带钢，在直接淬火(4)之后，将所述带钢卷曲(5)，并且随后
在200-700℃的温度下回火退火(6)最多24小时，以及其中在所述直接淬火(4)之前使所述热轧钢板的奥氏体扁平化，使得热轧后所述钢的显微结构的晶粒的平均扁平率大于2，其中所述带钢的厚度为2-12mm，
其中晶粒的扁平率是由显微结构所限定的平均晶粒高度H/宽度W的数值比。
2.根据权利要求1所述的用于生产热轧钢产品的方法，其特征在于，将所述钢在450-599℃的温度下回火退火(6)。
3.根据权利要求1所述的用于生产热轧钢产品的方法，其特征在于，将所述钢在200-449℃的温度下回火退火(6)。
4.根据权利要求1所述的用于生产热轧钢产品的方法，其特征在于，将所述钢在600-650℃的温度下回火退火(6)。
5.根据权利要求1-4中任意一项所述的用于生产热轧钢产品的方法，其特征在于，将所述钢以最多120℃/s的速度直接淬火(4)。
6.根据权利要求1-4中任意一项所述的用于生产热轧钢产品的方法，其特征在于，将所述钢直接淬火(4)至最高130℃的最终温度。
7.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其V含量是0.04-0.10％，并且按重量百分比计Nb含量是0.005％。
8.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其V含量是0.04-0.10％，并且按重量百分比计Nb含量是0.008-0.03％。
9.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其V含量是0.02-0.03％，并且按重量百分比计Nb含量是0.008-0.03％。
10.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Mo含量是0.30-0.80％。
11.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Ni含量小于0.05％。
12.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Cu含量小于0.05％。
13.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其C含量是0.08-0.11％。
14.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其C含量是0.09-0.11％。
15.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Si含量是0.1-0.4％。
16.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Si含量是0.1-0.3％。
17.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Mn含量是0.8-1.4％。
18.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Mn含量是1.0-1.2％。
19.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Cr含量是0.5-1.3％。
20.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，在所述方法中，它被安排为钢板，按重量百分比计其Cr含量是0.8-1.2％。
21.根据权利要求1-4中任意一项所述的方法，其特征在于，按重量百分比计所述钢的B含量是0.0008-0.002％。
22.一种热轧钢，按重量百分比计其组成为
剩余部分为铁和不可避免的杂质，其特征在于，所述热轧钢是具有回火马氏体显微结构的热轧带钢，并且所述钢的屈服强度为至少890MPa，并且在-20℃的温度下相对于轧制方向纵向测定的CharpyV冲击韧性为至少37J/cm2，并且热轧后所述钢的显微结构的晶粒平均扁平率大于2，其中所述带钢的厚度为2-12mm，
其中晶粒的扁平率是由显微结构所限定的平均晶粒高度H/宽度W的数值比。
23.根据权利要求22所述的热轧钢，其特征在于，所述热轧钢是直接淬火的回火钢。
24.根据权利要求22所述的热轧钢，其特征在于，热轧后所述钢的显微结构的晶粒平均扁平率大于4。
25.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，描述对于纵向冲击试验棒，在-40℃的温度下定义的所述钢的冲击韧性的回火脆性指数TBI，在根据以下公式计算时是至少120：
TBI＝190-0.121Rm(MPa)-0.516方向(°)+0.944测试温度(℃)-87.3Si-39.1Mn+3335Nb+2054V-16.0Ni-21618Nb*V,
其中
*Rm是样品的拉伸强度(MPa)
*方向是相对于轧制方向冲击韧性的测量方向：
方向＝0，如果测量方向是纵向的，相对于轧制方向纵向地冲击测试样品
方向＝90，如果测量方向是横向的，相对于轧制方向横向地冲击测试样品
*测试温度是CharpyV型缺口试验的试验温度(℃)。
26.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，描述对于纵向冲击试验棒，在-40℃的温度下定义的所述钢的冲击韧性的较高回火脆性指数UTBI，在根据以下公式计算时是至少100：
UTBI＝458-0.427方向(°)-0.254Rm(MPa)+1.06试验温度(℃)-37.9Si-77.1Mn+1749Nb+691V-27261Nb*V
其中
*Rm是样品的拉伸强度(MPa)
*方向是相对于轧制方向冲击韧性的测量方向：
方向＝0，如果测量方向是纵向的，相对于轧制方向纵向地冲击测试样品
方向＝90，如果测量方向是横向的，相对于轧制方向横向地冲击测试样品
*测试温度是CharpyV型缺口试验的试验温度(℃)。
27.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的V含量是0.04-0.10％，并且按重量百分比计Nb含量小于0.005％。
28.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的V含量是0.04-0.10％，并且按重量百分比计Nb含量是0.008-0.03％。
29.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的V含量是0.02-0.03％，并且按重量百分比计Nb含量是0.008-0.03％。
30.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的Mo含量是0.30-0.80％。
31.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的Ni含量小于0.05％。
32.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的Cu含量小于0.05％。
33.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的C含量是0.08-0.11％。
34.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的C含量是0.09-0.11％。
35.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的Si含量是0.1-0.4％。
36.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的Si含量是0.1-0.3％。
37.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的Mn含量是0.8-1.4％。
38.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的Mn含量是1.0-1.2％。
39.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的Cr含量是0.5-1.3％。
40.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的Cr含量是0.8-1.2％。
41.根据权利要求22-24中任意一项所述的热轧钢，其特征在于，按重量百分比计所述钢的B含量是0.0008-0.002％。
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